多道次環焊焊縫組織變化規律與沖擊韌性的關系研究*

李學達，范玉然，陳 亮，尚成嘉

(1.北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；2.中國石油天然氣管道科學研究院，廊坊065001)

多道次環焊焊縫組織變化規律與沖擊韌性的關系研究*

李學達1，范玉然2，陳 亮1，尚成嘉1

(1.北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；2.中國石油天然氣管道科學研究院，廊坊065001)

采用力學性能試驗、斷口及其金相組織的原位分析等方法，研究了環焊縫韌性下降的原因。結果表明，在多道次環焊焊接過程中，焊縫組織由于受到后一道次熱輸入的影響，其組織會產生連續變化。多道焊焊縫中的組織按二次熱循環的溫度從高到低按柱狀晶組織、粗晶區組織、細晶區組織、粗晶區與M/A混合組織、亞臨界粗晶區組織的順序呈規律性重復變化。其中粗晶區與回轉奧氏體冷卻形成的晶界鏈狀M/A組元是焊縫韌性下降的主要原因。

焊接；環焊縫金屬；臨界再熱粗晶區；鏈狀M/A；沖擊韌性

0 前 言

管線鋼通常要經過成型、焊接(直縫或螺旋埋弧焊)、擴徑、連接(多道次環焊)等多種工序才能最終應用在油氣輸送管線上。制管過程中的埋弧焊焊接熱影響區(HAZ)是韌性與強度匹配的薄弱環節，其韌性和強度可以通過控制焊接熱輸入的大小來進行控制[1-4]。對接環焊為多道多層焊，熱輸入量小，對HAZ的韌性影響不大，但是由于焊縫經過多次熱循環，焊接金屬會受到后續道次熔融焊料的加熱，在不同道次間產生和母材類似的熱影響區HAZ。焊縫金屬中被后續道次加熱的峰值溫度隨距離的增加而降低，熱影響區中形成的組織由粗大晶粒向細小晶粒發生規律性變化[5-6]。熱影響區中距離后續道次最近的區域，受高溫影響，晶粒迅速長大，形成等軸粗晶區。該區晶粒粗大，力學性能在熱影響區中最差。而多道焊組織轉變的研究重點集中于粗晶區經歷二次熱循環以后，新的組織會在原有粗晶區中產生，其中二次熱循環峰值溫度位于兩相區之間的臨界再熱粗晶區IRCGHAZ(intercritically reheated coarse grain heat affected zone)是問題的核心。該區由回轉奧氏體冷卻形成M/A組元，對組織性能產生關鍵性影響[7-10]。

目前，對環焊的各類冶金缺陷及失效分析均有所研究[11-12]，但環焊縫組織變化規律對韌性下降的對應分析研究較少。筆者研究了管線鋼焊接組織在多道焊焊接熱循環下的變化，分析了不同轉變組織對焊接性能的影響，并結合沖擊斷口及斷口的原位金相分析，解釋了沖擊韌性離散性較大的原因，對于揭示影響焊縫沖擊韌性的影響因素及焊接工藝參數的設定至關重要。

1 試驗方法

為了研究焊縫力學性能與焊縫組織的對應關系，從實際焊縫中截取試樣，其成分見表1。焊縫采用根焊法，母材V形槽底部為根焊，根焊上有三道填充焊和一道蓋面焊。試驗所用焊接鋼管鋼級為X70，板厚14.7mm。焊接方式為半自動焊，焊絲采用自保護藥芯焊絲，熱輸入量為16kJ/cm左右。

表1 X70鋼管焊縫的化學成分 ％

將焊縫試樣用3％的硝酸酒精溶液侵蝕15s，用金相顯微鏡觀察，以便研究焊縫組織的變化規律。為了更加直觀的了解焊縫金屬中M/A的分布狀態，采用了改進的Lepera試劑對不同的試樣分別侵蝕。改進Lepera試劑的配方為：10g/L偏重亞硫酸鈉水溶液+40g/L苦味酸乙醇溶液按1∶1的比例混合。試樣拋光后先用2％的硝酸酒精溶液預侵蝕20s左右，清洗干凈后再用Lepera試劑侵蝕10～30s，并用無水酒精清洗掉殘留腐蝕劑。光鏡下觀察試樣，貝氏體呈棕色，M/A呈白色，鐵素體呈黃綠色。

從焊縫截為10mm×10mm×55mm標準沖擊試樣，進行-20℃夏比沖擊試驗。取樣位置和開槽方向如圖1所示。沖擊試驗后，通過取韌性較高試樣與較低試樣進行對比分析將力學性能與微觀組織對應起來。

圖1 焊縫沖擊試樣取樣位置示意圖

通過SEM觀察分析沖擊斷口的形貌和韌脆組織所占比例。然后將斷口表面切掉一薄層，研磨拋光后使用3％硝酸酒精浸蝕試樣截面表面，在金相顯微鏡下觀察原位金相。最后使用ImageJ軟件分析臨界再熱粗晶區組織所占比例。

2 試驗結果與討論

2.1 多道焊中的組織變化

多道次環焊焊縫組織變化如圖2所示。多道焊(multi-pass girth weld)中，焊縫組織由于受到后一道次熱輸入的影響，組織會產生連續變化，類似于焊接熱影響區的組織變化規律。焊縫金屬由熔融狀態直接冷卻為柱狀晶組織，按照距后續道次距離的遠近，組織大體按粗晶區(CGHAZ)、細晶區(CGHAZ)、臨界再熱粗晶區(IRCGHAZ)以及粗晶區連續變化，實際焊縫中的組織如圖3所示。

不同區域M/A的分布情況如圖4所示。由圖4可知，柱狀晶區M/A含量很少，粗晶區和細晶區略多，臨界粗晶區的M/A含量最多，且有的呈鏈狀分布于原奧氏體晶界上。這種鏈狀分布的M/A對韌性的影響很大，很容易成為脆性裂紋的起裂源，也可能導致沿晶斷裂[13]。

圖2 多道次環焊焊縫組織變化示意圖

圖3 環焊焊縫組織隨二次加熱溫度連續變化對應位置金相

圖4 焊縫不同區域M/A的分布情況

2.2 斷口分析

從焊縫中截取標準沖擊試樣，在-20℃時進行夏比沖擊試驗，結果見表2。由表2可以看出，各試樣的沖擊功差異較大。

表2 焊縫沖擊功 J

取1#和3#兩種性能差異較大的沖擊斷口在掃描電鏡下分析，如圖5和圖6所示。圖5(b)和圖6(b)斷口V形缺口向上，白色區域代表有較大解理斷裂刻面的脆性區(如圖5(a)和圖6(a)所示)，灰色部分代表含大量韌窩的韌性區域(如圖5(c)和圖6(c)所示)。

對比兩個斷口可以發現，-20℃沖擊功僅為16J的1#試樣斷口韌性區域面積明顯小于沖擊功較高的3#試樣，這與兩者的沖擊功差別較大相符。而兩種試樣均為右側出現剪切唇，左側則存在大片的脆性區。

圖5 1#試樣沖擊斷口韌脆分布示意圖

圖6 3#試樣沖擊斷口韌脆分布示意圖

2.3 原位金相分析

1#和3#試樣的斷口原位金相宏觀照片如圖7所示，由圖明顯可以看出1#試樣包含3道淺灰色的條紋，而3#試樣只有2道。這種灰色條紋的數量與試樣沖擊韌性之間的關系將在后面的金相觀察中揭示。

圖7 1#和3#試樣斷口原位金相宏觀照片

將1#和3#兩種試樣的斷口表層磨掉一薄層，截面放在金相顯微鏡下對比分析，如圖8和圖9所示。

圖中淺灰色代表細晶區(見圖8(a)和圖9(a))，宏觀組織中表現為顏色較淺的帶狀組織；深灰色代表粗晶區(見圖8(b)，圖9(b))，在宏觀組織中為顏色較深的帶狀組織；而其中的粗黑豎線為臨界再熱粗晶區(見圖8(c)，圖9(c))，代表宏觀組織中較明顯的邊界，微觀組織表現為粗晶區晶界生長著鏈狀M/A的組織形態。相鄰的兩條深灰色帶狀組織之間的部分代表一個焊接道次，內部顯微組織由粗晶區，細晶區和粗晶區+M/A混合區連續變化。

圖8 1#試樣斷口原位金相示意圖

圖9 3#試樣斷口原位金相示意圖

通過對比圖8和圖9中的焊縫組織可以發現，-20℃沖擊功僅為16J的1#斷口截面金相上有3條粗黑豎線，而3#斷口截面金相只有2條，沖擊功為110J，韌性遠遠好于同一焊縫不同位置截取的1#試樣。這說明臨界再熱粗晶區在沖擊試樣橫截面上所占的比例會顯著影響其沖擊韌性。臨界再熱粗晶區所占比例越大，沖擊韌性就越低。

受后一道次焊接的熱影響，原粗晶區處于兩相區Ac1～Ac3的區域會產生不完全再結晶，部分組織轉化為奧氏體，部分組織未轉變。未轉變組織中的碳會向已轉變奧氏體中擴散，導致已轉變奧氏體中富碳。碳的富集使冷卻過程中過冷奧氏體更加穩定，最后容易轉變為馬氏體和少量的殘余奧氏體，即M/A組元[14]。由于奧氏體優先在晶界形核，冷卻過程中產生的M/A也容易在晶界處聚集，形成鏈狀。這種組織本身硬度比基體要高，變形過程中容易成為起裂源。若再形成鏈狀聚集，導致應力集中，從而使得加載過程中載荷還未達到斷裂強度便提前失穩擴展[7]。因此，含臨界再熱粗晶區較多的1#試樣的沖擊韌性顯著低于3#試樣。

之前的研究結果表明，減小臨界再熱粗晶區的晶粒尺寸[15]或者在Ac1～Ac3相對較高的溫度形成的M/A尺寸變小且變得更加離散分布，沖擊韌性會有顯著提高。因此，通過調節焊接工藝參數，使得臨界再熱區出現在晶粒細小的區域，或者使得粗晶區處于接近Ac3的溫度范圍內，便可以有效提高環焊縫金屬的沖擊韌性。

3 結 論

(1)多道焊焊縫中的組織按二次熱循環的溫度從高到低按柱狀晶組織、粗晶區組織、細晶區組織、粗晶區與M/A混合組織、亞臨界粗晶區組織的順序呈規律性重復變化。

(2)臨界再熱粗晶區的組織由粗晶區與回轉奧氏體冷卻形成的晶界鏈狀M/A組元組成。這種組織的出現是焊縫金屬韌性下降的主要原因。其所占比例與組織的性能直接相關。

致謝：本文所述內容來源于《新一代高鋼級含鈮管線鋼及鋼管的焊接性和應用技術聯合項目》(項目號：2011-D056-1)，感謝中信金屬有限公司對本課題的資助；感謝廊坊管道科學技術研究院汪鳳，李燁箏等人對試驗的大力支持。

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Research on Relation between the Change Rule of Multiple Passes Circumferential Weld Microstructure and Impact Toughness

LI Xueda1,FAN Yuran2,CHEN Liang1,SHANG Chengjia1
(1.School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China；2.Pipeline Research Institute of CNPC,Langfang 065001,China)

In this article,it studied the reason caused the circumferential weld toughness decrease,through analyzing mechanical properties,fracture and metallographic structure etc.The results showed during multiple passes welding process,the weld structure generates continuous variations due to heat inputting from the later pass welding.The structure sequence of multiple passes weld is regularly repeated change according to the temperature of the secondary thermal cycle from high to low,the columnar crystal,coarse crystal area organizations,fine grain zone,combination structure of coarse grain zone and M/A hybrid organization,subcritical coarse grain zone.The grain boundary chain M/A component caused by coarse grain area and rotary austenite cooling is the main reason for weld toughness decrease.

welding;circumferential weld metal；critical reheat coarse-grained zone；chain M/A；impact toughness

TG407

A

1001-3938(2015)01-0011-06

新一代高鋼級含鈮管線鋼及鋼管的焊接性和應用技術聯合項目(2011-D056-1)。

李學達(1985—)，男，博士在讀，北京科技大學材料科學與工程學院材料物理系，博士課題從事管線鋼焊接物理冶金方面的研究。

2014-08-15

謝淑霞